引言

TC10鈦合金名義成分為 Ti-6Al-6V-2Sn-0.5Fe-0.5Cu，是在 Ti-6Al-4V 合金基礎(chǔ)上添加較多 β 相穩(wěn)定元素 V 及其他調(diào)節(jié)元素而形成的一種典型α + β 雙相鈦合金［1 － 3］。由于其優(yōu)異的力學(xué)性能、耐熱性能(可在 400 ℃以下長(zhǎng)期使用)、較好的抗氧化性、耐蝕性和焊接性能，被廣泛應(yīng)用于飛機(jī)機(jī)身、火箭發(fā)動(dòng)機(jī)、核反應(yīng)堆部件以及石油勘探用油井管等部件［4 － 5］。與 Ti-6Al-4V 合金相比，TC10 鈦合金增加的 β 相穩(wěn)定元素極大地改善了其熱處理特性，退火態(tài)強(qiáng)度超過了 Ti-6Al-4V 合金，同時(shí)也可通過固溶時(shí)效熱處理達(dá)到更高的強(qiáng)度。由于 α + β 鈦合金的性能與 α 相和 β 相的相對(duì)含量及形貌密切相關(guān)，而棒材的組織則與鍛造工藝和熱處理制度密不可分［6 － 9］。

因此，為得到綜合性能良好匹配的TC10鈦合金棒材，研究了熱變形工藝和時(shí)效溫度對(duì)組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，以期為石油勘探用油井管等提供優(yōu)質(zhì)坯料。

1、實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料采用寶鋼特鋼生產(chǎn)的φ508 mmTC10鈦合金鑄錠。鑄錠經(jīng)過 2 次真空自耗熔煉，其化學(xué)成分如表 1 所示。通過金相法測(cè)得合金相變點(diǎn)為 930 ℃。

TC10鈦合金鑄錠經(jīng)過 A、B 2 種不同鍛造工藝加工成 φ130 mm 棒材。其中，工藝 A: 鑄錠→單相區(qū) 2 次墩拔→相變點(diǎn)附近 2 次墩拔→兩相區(qū) 2 次換向墩拔→兩相區(qū) 2 次拔長(zhǎng)→徑鍛機(jī)鍛至 φ130 mm;工藝 B: 鑄錠→單相區(qū) 2 次墩拔→相變點(diǎn)附近 2 次墩拔→兩相區(qū) 2 次單向墩拔→兩相區(qū) 2 次拔長(zhǎng)→徑鍛機(jī)鍛至 130 mm。分別從 2 種工藝獲得的棒材端部沿橫向和縱向截取金相試樣和拉伸試樣，采用蔡司 AXIOPLAN2 金 相 顯 微 鏡 觀 察 顯 微 組 織，采 用Zwicke Z-150 萬能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試?yán)煨阅堋?duì)比 2 種工藝制備的棒材的力學(xué)性能，選取性能較優(yōu)的棒材在馬弗爐中進(jìn)行 875 ℃ × 2 h /WC 固溶處理，然后分別在 510、550、560、600 ℃進(jìn)行保溫 6 h 的時(shí)效處理。

從時(shí)效處理后的棒材上截取金相試樣和拉伸試樣，進(jìn)行組織觀察和拉伸性能測(cè)試。

2、結(jié)果與分析

圖 1 為 2 種不同鍛造工藝得到的棒材鍛態(tài)金相照片。從圖中可以看出，鑄錠的原始粗晶組織得到了很好的破碎，原始晶界不復(fù)存在，棒材組織由初生 α 相、α'相和殘余 β 相組成，屬于典型的 α + β 雙態(tài)組織。采用工藝 A 生產(chǎn)的棒材組織以等軸初生 α相為主，并且均勻性較好，且橫向組織與縱向組織差別不大，只是縱向組織中初生 α 相含量稍多，這跟照片拍攝視場(chǎng)有關(guān)。而工藝 B 生產(chǎn)的棒材組織中條狀α 相較多，橫向和縱向組織差別較大，縱向組織初生條狀 α 相和次生條狀 α 相具有明顯的方向性。

TC10鈦合金棒材鍛態(tài)室溫拉伸性能如表 2 所示。可以看出，采用工藝 A 生產(chǎn)的棒材縱向性能和橫向性能差別不大，說明棒材的各向異性較小。采用工藝 B 生產(chǎn)的棒材縱向與橫向拉伸性能差別較大，縱向性能明顯優(yōu)于橫向性能，這主要是因?yàn)楣に?B得到的棒材的組織均勻性差，橫向組織與縱向組織差別較大。工藝 B 得到的棒材組織中 α 相以條狀為主，條狀 α 相對(duì)強(qiáng)度貢獻(xiàn)較大，但不利于塑性性能。圖 2 為工藝 A 得到的TC10鈦合金棒材在 875 ℃固溶處理后再經(jīng)不同溫度時(shí)效處理后的金相照片。

固溶處理會(huì)使部分初生 α 相溶解轉(zhuǎn)變?yōu)?β 相，因此初生 α 相數(shù)量(見圖 2) 與鍛態(tài)組織(見圖 1) 相比明顯減少。固溶過程中形成的亞穩(wěn)定 β 相在時(shí)效時(shí)會(huì)轉(zhuǎn)變成次生 α 相，時(shí)效溫度較低時(shí)，亞穩(wěn)定 β 相轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小彌散的次生 α 相。隨著時(shí)效溫度的升高，次生 α 相逐漸增多并聚集長(zhǎng)大，當(dāng)溫度達(dá)到 560 ℃時(shí)，次生 α 相數(shù)量達(dá)到最大，且形狀呈細(xì)小的短棒狀，如圖 2c 所示。當(dāng)時(shí)效溫度進(jìn)一步升高時(shí)，次生 α相不斷長(zhǎng)大變粗，部分析出的 α 相已與初生 α 聚集在一起(圖 2d)，強(qiáng)化作用減弱。這點(diǎn)與 TC4 鈦合金的組織變化相似［9］，但由于TC10鈦合金相比 TC4 鈦合金的 β 穩(wěn)定元素較多，其固溶時(shí)效組織以 β 相為主。

時(shí)效溫度對(duì)TC10鈦合金棒材力學(xué)性能的影響如圖 3 所示。從圖中可以看出，棒材的抗拉強(qiáng)度隨時(shí)效溫度的升高先迅速降低再逐漸升高，當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到 560 ℃時(shí)抗拉強(qiáng)度達(dá)到最小值。延伸率和斷面收縮率隨時(shí)效溫度的變化是先升高后降低，在 560 ℃時(shí)延伸率和斷面收縮率達(dá)到最高值。時(shí)效溫度較低時(shí)，組織中析出的彌散細(xì)小 α 相和 β 相混合物對(duì)基體具有很好的強(qiáng)化作用，因此抗拉強(qiáng)度較高。但隨著時(shí)效溫度的提高，析出相逐漸長(zhǎng)大，強(qiáng)化作用逐漸減弱，在 560 ℃ 時(shí)強(qiáng)度達(dá)到最低，之后抗拉強(qiáng)度隨時(shí)效溫度升高而升高，這是因?yàn)槲龀龅膹浬⒓?xì)小的 α 相進(jìn)一步長(zhǎng)大并與初生 α 相發(fā)生聚集，有利于強(qiáng)度的提高。而延伸率和斷面收縮率的變化規(guī)律與抗拉強(qiáng)度的變化規(guī)律正好相反。強(qiáng)度和塑性是一對(duì)對(duì)立的指標(biāo)，當(dāng)時(shí)效溫度較低時(shí)，析出的細(xì)小彌散α 相和 β 相混合物分布在晶界，阻礙了位錯(cuò)滑移，塑性較低。隨著時(shí)效溫度升高，細(xì)小彌散的析出相進(jìn)一步長(zhǎng)大，形成新的晶界，晶粒進(jìn)一步均勻化，塑性提高，在 560 ℃ 時(shí)塑性最佳。當(dāng)時(shí)效溫度超過560 ℃ 時(shí)，組織進(jìn)一步粗化，塑性變差。時(shí)效溫度為 550 ℃時(shí)棒材可以獲得良好的綜合力學(xué)性能。

3、結(jié)論

(1)采用工藝 A 獲得的TC10鈦合金棒材組織均勻性好，且性能的各向異性小; 工藝 B 獲得的棒材組織均勻性差，且性能的各向異性大。

(2)TC10 鈦合金棒材的抗拉強(qiáng)度隨時(shí)效溫度升高先降低后升高，而塑性則隨時(shí)效溫度升高先升高后降低。

(3)TC10 鈦合金棒材經(jīng) 875 ℃ ×2 h/WC +550 ℃× 6 h /AC 熱處理可以獲得良好的綜合力學(xué)性能。

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